WO2012008405A1 - 被削性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

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利治 間曽
卓 吉田
久保田　学
慶 宮西
小澤　修司
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新日本製鐵株式会社
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a machine structural steel, and more particularly to a machine structural steel excellent in machinability that can be used for manufacturing high-strength automotive parts.
  • the present application is filed on July 14, 2010, Japanese Patent Application No. 2010-160136 filed in Japan, July 14, 2010, Japanese Patent Application No. 2010-160108 filed in Japan, July 14, 2010.
  • Priority is claimed based on Japanese Patent Application No. 2010-160141 filed in Japan and Japanese Patent Application No. 2010-160140 filed in Japan on July 14, 2010, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • MnS soft inclusions in the cutting environment
  • MnS is larger than particles such as Pb, and therefore stress is likely to concentrate.
  • an element effective for improving the machinability is added, the strength is lowered. Therefore, it is difficult to achieve both strength and machinability only by adjusting the component composition.
  • Patent Document 4 proposes a steel material having excellent machinability and fatigue characteristics after induction hardening.
  • This steel material has a required component composition, and a base material structure includes a ferrite structure and a pearlite structure (a total of both structures is 90 vol% or more). Furthermore, the maximum thickness of the ferrite structure in this steel material is 30 ⁇ m or less.
  • Patent Document 5 proposes an induction hardening steel for pinions having excellent machinability.
  • This steel has a required component composition, and the average aspect ratio of inclusions containing MnS of this steel is 10 or less.
  • the bending fatigue life is 1.0 ⁇ 10 5 times or more at a rotational bending stress of 280 MPa.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-146473 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2007-131871 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-107020 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-28598 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-16271
  • an object of the present invention is to optimize the component composition of steel, solve the above-described problems, and provide steel for machine structure having excellent machinability.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel further comprises, in mass%, Cr: 0.01% to 0.8%, Mo: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 5.0%, and Cu: Steel for machine structural use according to any one of (1) to (6) above, which contains one or more of 0.001% to 5.0%.
  • Cr: 0.01% to 0.8% is contained, the following formula (6) is substituted for the above formula (1), the following formula (7) is substituted for the above formula (2), The following formula (8) is used instead of the formula (3), and the following formula (9) is used instead of the formula (4).
  • the steel further includes, in mass%, Ca: 0.0001% to 0.02%, Mg: 0.0001% to 0.02%, Zr: 0.0001% to 0.02%, and , Rem: 0.0001% to 0.02% of one kind or two or more kinds, wherein the steel for machine structure according to any one of the above (1) to (7).
  • the steel further contains, in mass%, Ti: 0.005% to 0.5%, Nb: 0.0005% to 0.5%, W: 0.0005% to 0.5%, V Characterized by containing one or more of 0.0005% to 0.5%, Ta: 0.0001% to 0.2%, and Hf: 0.0001% to 0.2%.
  • the machine structural steel according to any one of (1) to (8).
  • the steel further comprises, in mass%, Sb: 0.0001% to 0.015%, Sn: 0.0005% to 2.0%, Zn: 0.0005% to 0.5%, Te : 0.0003% to 0.2%, Se: 0.0003% to 0.2%, Bi: 0.001% to 0.5%, and Pb: 0.001% to 0.5%
  • Sb 0.0001% to 0.015%
  • Sn 0.0005% to 2.0%
  • Zn 0.0005% to 0.5%
  • Te 0.0003% to 0.2%
  • Se 0.0003% to 0.2%
  • Bi 0.001% to 0.5%
  • Pb 0.001% to 0.5%
  • the steel for machine structure according to any one of (1) to (9) above, which contains seeds or two or more kinds.
  • the steel is further mass%, Li: 0.00001% to 0.005%, Na: 0.00001% to 0.005%, K: 0.00001% to 0.005%, Ba Any one of (1) to (10) above, characterized by containing one or more of 0.00001% to 0.005% and Sr: 0.00001% to 0.005% Machine structural steel as described in 1.
  • Hv hardness
  • the ferrite region is large and shows an unfavorable microstructure as a steel for mechanical structures.
  • the ferrite region is small, and a preferable microstructure is shown as steel for mechanical structures.
  • Indicator RT (33 + 31 ⁇ [C] + 4.5 ⁇ [Si] + 1.5 ⁇ [Mn]), and indicator RT (33 + 31 ⁇ [C] + 4.5 ⁇ [Si] + 1.5 ⁇ [Mn] +2. 4 ⁇ [Cr]) and 300 ° C. tempering hardness (Hv). It is a diagram showing a relationship between 300 ° C. tempered hardness (Hv) and 10 7 times fatigue limit (MPa).
  • the steel for machine structure according to the present invention can be suitably used as a steel for induction hardening.
  • the steel for machine structural use of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel of the present invention”) is by mass, C: 0.40% to less than 0.75%, Si: 0.01% to 3.0% Mn: 0.1% to 1.8%, S: 0.001% to 0.1%, Al: more than 0.1% to 1.0%, N: 0.001% to 0.02% It is steel which contains and limits P: 0.05% and consists of the remainder Fe and inevitable impurities. Furthermore, in the steel of the present invention, the C amount: [C], the Si amount: [Si], the Mn amount: [Mn], and the Al amount: [Al] satisfy the following formulas (1) and (2).
  • [C], [Si], [Mn], and [Al] satisfy one or more of the following formulas (3), (4), or (5). It is preferable. 113-135 ⁇ [C] ⁇ 27 ⁇ [Mn] ⁇ 13 (3) 55 ⁇ 33 + 31 ⁇ [C] + 4.5 ⁇ [Si] + 1.5 ⁇ [Mn] ⁇ 72.45 (4) 1.5 ⁇ [Si] + 1.8 ⁇ [Mn] ⁇ 6.24 (5) The significance of each formula will be described later.
  • % means mass%.
  • C 0.40% to less than 0.75%
  • C is an element added to ensure the strength of the steel and the surface hardness after induction hardening. If the addition amount of C is less than 0.40%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if it is 0.75% or more, the toughness of steel deteriorates, and the rolled material may be cracked. . Therefore, the C content is set to 0.40% to less than 0.75%. In order to stably obtain the effect of addition, the C content is preferably 0.45% to 0.73%. A more preferable amount of C is 0.48% to 0.70%, and further preferably 0.50% to 0.61%.
  • Si 0.01% to 3.0% Si is an element that contributes to deoxidation during steel making and contributes to improving the strength of the steel. If the addition amount of Si is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the toughness and ductility of the steel are reduced, hard inclusions are generated, and machinability is caused. Decreases. Therefore, the Si amount is set to 0.01% to 3.0%. A preferable Si amount is 0.05% to 2.5%, more preferably 0.1% to 1.5%.
  • Mn 0.1% to 1.8% Mn, like Si, is an element that contributes to improving the strength of steel.
  • the amount of Mn is set to 0.1% to 1.8%.
  • a preferable amount of Mn is 0.2% to 1.0%, more preferably 0.4% to 0.8%.
  • S 0.001% to 0.1%
  • S is an element that contributes to improvement of machinability. If the amount of S is less than 0.001%, the minimum machinability of the steel cannot be ensured. On the other hand, if the amount of S exceeds 0.1%, the toughness and fatigue strength of the steel deteriorate. Therefore, the S amount is set to 0.001% to 0.1%.
  • a preferable amount of S is 0.005% to 0.07%, more preferably 0.01% to 0.05%.
  • Al more than 0.1% to 1.0% Al is an element that improves machinability.
  • Solid solution Al reacts with oxygen during cutting to form an Al 2 O 3 coating on the tool surface, which suppresses tool wear. This coating is formed by reacting solid solution Al in steel with oxygen in the atmosphere, oxygen in cutting oil, or oxygen in Fe 3 O 4 or NiO coating applied to the tool surface. .
  • the amount of Al is 0.1% or less, the amount of Al 2 O 3 produced is small, and no Al 2 O 3 film is formed on the tool surface.
  • the Al amount exceeds 1.0%, A 3 point of the steel (transformation point to transformation from ferrite phase to austenite phase) increases, the phase transformation does not occur in induction hardening. For this reason, the amount of Al is set to more than 0.1% to 1.0%.
  • a preferable amount of Al is 0.12% to 0.8%, more preferably 0.14% to 0.4%.
  • N 0.001% to 0.02%
  • N is an element that forms AlN and contributes to suppression of coarsening of crystal grains. If the N content is less than 0.001%, the effect of addition cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.02%, hot brittleness is exhibited during rolling. Therefore, the N amount is set to 0.001% to 0.02%. Preferably it is 0.002% to 0.012%, more preferably 0.004% to 0.008%.
  • the addition amount of P may be 0% or more than 0%, but when an appropriate amount of P is added, it contributes to improvement of the machinability of steel. If the amount of P exceeds 0.05%, the hardness of the steel increases too much and the workability decreases, so the amount of P is made 0.05% or less.
  • the amount of P is preferably 0.005% or more from the viewpoint of machinability, and more preferably 0.008% to 0.02%.
  • the steel of the present invention may contain only inevitable impurities and iron in addition to the above elements. Moreover, you may contain another element in this invention steel as a selection component in the range which does not inhibit the characteristic of this invention steel. The selected component will be described later.
  • Induction hardening steel has a large amount of C in order to ensure surface hardness after induction hardening (usually 0.4% by mass or more), and thus has high hardness and poor machinability.
  • the present inventors investigated the following two types of correlations regarding the hardness of the steel for induction hardening. (A1) Relationship between hardness and carbon equivalent that greatly affects hardness (a2) Relationship between hardness and machinability affected by hardness
  • Ceq [C] + 1/7 ⁇ [Si] + 1/5 ⁇ [Mn] by paying attention to C, Si, and Mn affecting the hardness.
  • the relationship between hardness and machinability is that Al 2 O 3 is generated, and the amount of Al that forms an Al 2 O 3 film on the tool surface is changed in the range of 0.03% to 1.0%.
  • the investigation was as follows.
  • a cutting test was performed on a 40 ⁇ 40 ⁇ 250 mm square test piece cut out from the steel bar with a dance tool (fly tool) assuming gear cutting (hobbing).
  • the cutter used in the hobbing process at the time of product manufacture has a plurality of cutting edges.
  • the dance tool is a cutter having only one hob cutting edge.
  • the dance tool is used as a hob cutting substitute test.
  • the test method by the dance tool cutting is described in detail in, for example, “TOYOTA Technical Review Vol.52 No.2 Dec.2002 P78”. Table 1 shows the test conditions.
  • the above formula (1 ′) is obtained by relating [C], [Si], [Mn], and [Al] in a steel for induction hardening with a large amount of C (usually 0.4 mass% or more). This is an equation that means ensuring the required hardness and machinability. Therefore, the composition of the steel for machine structure according to the present invention satisfies the above (1 '), whereby the problems of high hardness and poor machinability can be solved.
  • the problem of conventional structural steel used by induction hardening is that the induction hardening of gears is rapid and short-time heat-hardening, resulting in uneven hardness and insufficient hardness after hardening. There was a problem that it was easy to occur.
  • the present inventors investigated the relationship between the index A that takes into account the effects of C and Mn on the structure and the pro-eutectoid ⁇ fraction that affects the hardenability. Since high-frequency heating is a short time, if the pro-eutectoid ferrite region is large, C atoms cannot diffuse into all parts of the ferrite during high-frequency heating. As a result, a martensite structure with low hardness is generated, causing unevenness of hardness and insufficient hardness.
  • the survey was conducted as follows.
  • FIG. 3A shows a microstructure having a large ferrite region and is not preferable as a steel for mechanical structures
  • FIG. 3B shows a microstructure having a small ferrite region and preferable as a steel for mechanical structures.
  • the present inventors defined an index A as an index considering the influence of C and Mn on the structure, and further Cr by the following formula.
  • Index A 113-135 ⁇ [C] ⁇ 27 ⁇ [Mn] (3 ′)
  • Index A 113-135 ⁇ [C] ⁇ 27 ⁇ [Mn] ⁇ 18 ⁇ [Cr] (8 ′)
  • Each coefficient in this equation was determined as follows. First, various steel materials having C: 0.40% to less than 0.75%, Mn: 0.1% to 1.8%, and Cr: 0.01% to 0.8% were prepared. The microstructure was observed by the method to determine the pro-eutectoid ⁇ fraction. And the influence which the content of C and Mn of steel materials, and also Cr has on this pro-eutectoid alpha fraction was calculated
  • the pro-eutectoid ⁇ fraction was obtained by photographing 20 fields of view with an optical microscope ⁇ 400 (approximately 0.32 mm ⁇ 0.24 mm field of view), measuring the area of the ferrite region by image analysis, and accounting for the ferrite region occupying the total photographing area. It calculated
  • FIG. 4 shows that the pro-eutectoid ⁇ fraction (%) increases linearly as the index A increases.
  • the pro-eutectoid ferrite does not exist.
  • the lower limit value on the left side of Formula (3) and Formula (8) is not particularly required, but the theoretical lower limit value calculated from the component range of each element is ⁇ 51.25.
  • RT 33 + 31 ⁇ [C] + 4.5 ⁇ [Si] + 1.5 ⁇ [Mn] (4 ′)
  • RT 33 + 31 ⁇ [C] + 4.5 ⁇ [Si] + 1.5 ⁇ [Mn] + 2.4 ⁇ [Cr] (9 ′)
  • the index RT is an additive of [C], [Si], [Mn], and further [Cr] that affects the tempering hardness after quenching by weighting the degree of influence of each element. It is an index to evaluate. Note that C, Si, Mn, and Cr are main hardness improving elements.
  • the steel bar is kept at 900 ° C. for 1 hour, then air-cooled, a test piece having a large diameter part 26 ⁇ is cut out, and the large diameter part is subjected to induction hardening under the condition that the effective hardened layer depth is 1.5 mm.
  • a tempering process was performed at 90 ° C. for 90 minutes. Thereafter, the large-diameter portion was cut in a diametrical section and embedded in a resin, and after polishing the surface layer, Vickers hardness (Hv) was measured at a position of 0.05 mm from the surface layer. The results are shown in FIG.
  • the inventors confirmed that the fatigue strength was excellent in a roller pitching test when the 300 ° C. tempering hardness (Hv) was 610 Hv or more.
  • the large diameter part (test part) 26 ⁇ roller pitching test piece made from the steel bar was subjected to induction hardening under the condition that the effective hardened layer depth was 1.5 mm, and subsequently 160 ° C. X A tempering treatment was performed for 90 minutes. Thereafter, in order to increase the test accuracy, the grip portion was finished.
  • roller pitching test was performed under the conditions of a large roller: SCM420 carburized product, crowning 150R, rotation speed: 2000 rpm, lubricating oil: transmission oil, oil temperature: 80 ° C., slip rate: ⁇ 40%, maximum 10 million times.
  • An SN diagram was prepared to determine the fatigue limit (MPa, roller pitting fatigue strength). The test results are shown in FIG.
  • the fatigue limit of 10 7 times of JIS-SCr420 often used for carburized gears was also obtained and displayed in the figure.
  • the 107 7 fatigue limit of JIS-SCr420 is 2600 MPa.
  • the target value of the fatigue limit (roller pitting fatigue strength) of the steel of the present invention was set to 3200 MPa or more, which was improved by about 20%.
  • RT is preferably 57 or more, more preferably 59 or more.
  • the steel of the present invention defines the component composition by the above formulas (1), (2), (3), and (4) and solves each problem. It has excellent properties as induction hardening steel.
  • Both Si and Mn are elements that solidify in the ferrite and strengthen the ferrite.
  • the sum of Si and Mn preferably satisfies [Si] + 1.8 ⁇ [Mn]> 1.5.
  • the upper limit of [Si] + 1.8 ⁇ [Mn] is not particularly required, but is 6.24 or less due to the upper limit of the amount of each element of Si and Mn.
  • the steel of the present invention can contain other elements as selective components as long as the excellent characteristics are not impaired. Addition of a selective component is not essential for achieving the object of the present invention. Below, addition of a selection component and the reason for limitation are demonstrated. In addition,% means the mass%.
  • B 0.0001% to 0.015%
  • B is an element that imparts hardenability to the steel and also increases the strength of the grain boundaries. Even if a small amount of B is added, it segregates at the ⁇ grain boundary to enhance the hardenability and suppress the breakage of the crystal grain boundary on the surface layer during induction hardening. In order to obtain this effect, 0.0001% or more of B may be added. On the other hand, if added over 0.015%, the material becomes brittle, so B is made 0.0001% to 0.015%.
  • a preferable addition amount of B is 0.0005% to 0.010%, more preferably 0.001% to 0.003%.
  • Cr 0.01% to 0.8%
  • Mo 0.001% to 1.0%
  • Ni 0.001% to 5.0%
  • Cu 0.001% to 5.0% 1 type or 2 types or more Cr, Mo, Ni, and Cu are all strength improvement elements.
  • Cr may be added by 0.01% or more
  • Mo, Ni, and Cu may be added by 0.001% or more as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired.
  • the Cr content is 0.8% or less, preferably 0.4% or less.
  • Mo exceeds 1.0%, as with Cr, the hardenability is excessively improved, bainite or island martensite is generated, and the workability is lowered.
  • the Mo content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less, more preferably 0.2% or less, and still more preferably less than 0.05%.
  • Ni and Cu exceed 5.0%, as with Cr and Mo, the hardenability is excessively improved, bainite or island martensite is generated, and the workability is lowered. For this reason, the upper limits of the contents of Ni and Cu are both 5.0% or less.
  • Ca 0.0001% to 0.02%
  • Mg 0.0001% to 0.02%
  • Zr 0.0001% to 0.02%
  • Rem 0.0001% to 0.02%
  • One or two or more types of Ca, Mg, Zr, and Rem are elements that contribute to improvement of mechanical properties by controlling the form of MnS in the steel. In order to obtain this effect, 0.001% or more of Ca, Mg, Zr, and Rem may be added as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired.
  • Ca, Mg, Zr, and Rem exceed 0.02%, the oxide becomes coarse and the fatigue strength decreases, so all of them are made 0.02% or less.
  • Rem represents a rare earth metal element and is selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. That's it.
  • Ti 0.005% to 0.5%
  • Nb 0.0005% to 0.5%
  • W 0.0005% to 0.5%
  • V 0.0005% to 0.5%
  • Ta One or more of 0.0001% to 0.2% and Hf: 0.0001% to 0.2%
  • Ti, Nb, Ta, and Hf suppress abnormal growth of crystal grains Contributes to the homogenization of the tissue.
  • Ti is added at 0.005% or more
  • Nb is added at 0.0005% or more
  • Ta and Hf are added at 0.0001% or more as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired. May be.
  • W and V form fine carbides, nitrides and / or carbonitrides with C and / or N to prevent coarsening of crystal grains and contribute to homogenization of the structure.
  • 0.0005% or more may be added to the extent that the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired.
  • W and V exceed 0.5%, hard carbides are generated and machinability is lowered, so both are set to 0.5% or less.
  • Sb 0.0001% to 0.015%
  • Sn 0.0005% to 2.0%
  • Zn 0.0005% to 0.5%
  • Te 0.0003% to 0.2%
  • Se One or more of 0.0003% to 0.2%
  • Bi 0.001% to 0.5%
  • Pb 0.001% to 0.5%
  • Sb, Te, Se, Bi, And Pb is a machinability improving element.
  • Sb is 0.0001% or more
  • Te and Se are 0.0003% or more
  • Bi and Pb are 0 as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired. 0.001% or more may be added.
  • Sn and Zn are elements that make the ferrite brittle, prolong the tool life, and improve the surface roughness. In order to obtain this effect, 0.0005% or more may be added to the extent that the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired. On the other hand, if Sn exceeds 2.0% and Zn exceeds 0.5%, it becomes difficult to produce steel. Therefore, Sn is 2.0% or less and Zn is 0.5% or less.
  • Li 0.00001% to 0.005%
  • Na 0.00001% to 0.005%
  • K 0.00001% to 0.005%
  • Ba 0.00001% to 0.005%
  • Sr one or more of 0.00001% to 0.005%
  • Li, Na, K, Ba, and / or Sr is an oxide of CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 Is taken in to form a low melting point oxide and adheres as a bellows to the tool surface during cutting, thereby improving the machinability.
  • the refractory holding the molten steel may be melted, so Li, Na, K, Ba, and Sr are all 0.005% or less.
  • the component composition of the steel of the present invention is as described above, and the balance is Fe and inevitable impurities. Depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc., inevitable impurities (for example, As, Co, etc.) are mixed in the steel, but it is allowed as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired. .
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Steels Nos. 98 and 99 have a large amount of tool wear because an Al 2 O 3 film is not formed on the tool surface because the amount of Al added is insufficient.
  • Steel No. 100 since Al amount is excessive, the higher A 3 points, the induction hardening was not possible.
  • the steel of No. 103 could not be manufactured due to excessive brittleness of N added, resulting in hot brittleness when rolling steel bars.
  • the steels of Nos. 1 to 94 satisfy the component composition and the characteristics (1), (2), (6), and (7), so that their properties reach a desired level. .
  • the present invention it is possible to provide a machine structural steel excellent in machinability that can be used for manufacturing a high strength part excellent in fatigue characteristics.
  • the present invention has high applicability in the machine manufacturing industry.

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Abstract

　この機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０％～０．７５％未満、Ｓｉ：０．０１％～３．０％、Ｍｎ：０．１％～１．８％、Ｓ：０．００１％～０．１％、Ａｌ：０．１％超～１．０％、及び、Ｎ：０．００１％～０．０２％を含有し、Ｐ：０．０５％以下に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７及び０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＜１．５３９を満たす。

Description

被削性に優れた機械構造用鋼
　本発明は、機械構造用鋼、特に、高強度の自動車用部品の製造に供し得る被削性に優れた機械構造用鋼に関する。
　本願は、２０１０年７月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１６０１３６号、２０１０年７月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１６０１０８号、２０１０年７月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１６０１４１号、及び、２０１０年７月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１６０１４０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、鋼の被削性の向上には、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ等の被削性向上元素の添加が有効であるが、Ｐｂ及びＢｉを添加すると、強度が、鍛造への影響が小さい範囲で低下する。なお、Ｐｂは、環境保護の点から使用量低減の方向にある。
　Ｓは、ＭｎＳ（切削環境下で軟質な介在物）を形成して被削性を改善するが、ＭｎＳは、Ｐｂ等の粒子より大きいので、応力が集中し易い箇所となる。また、鍛造及び圧延でＭｎＳが延伸すると、鋼組織に異方性が生じ、特定方向の強度が極端に低下する。このように、被削性の向上に有効な元素を添加すると、強度が低下するので、成分組成の調節だけで、強度と被削性を両立させることは困難である。
　そこで、高周波焼入れで所望の強度を確保する研究がなされ、これまで、高周波焼入れ用の鋼が幾つか提案されている（特許文献１～５、参照）。
　例えば、特許文献４には、被削性及び高周波焼入れ後の疲労特性に優れた鋼材が提案されている。この鋼材は、所要の成分組成を有し、母材組織がフェライト組織及びパーライト組織（両組織の合計が９０vol％以上）を含む。さらに、この鋼材中のフェライト組織の最大厚みは３０μｍ以下である。
　また、特許文献５には、被削性に優れたピニオン用高周波焼入れ用鋼が提案されている。この鋼は、所要の成分組成を有し、この鋼のＭｎＳを含む介在物の平均アスペクト比は１０以下である。この鋼の中心部が硬化するまで高周波熱処理を施したとき、回転曲げ応力２８０ＭＰａで、曲げ疲労寿命：１．０×１０５回以上の曲げ疲労特性を示す。
　近年、自動車用の部品には、加工精度と疲労強度の更なる向上が求められているが、従来の機械構造用鋼では対処し得ないのが実情である。
日本国特開２００２－１４６４７３号公報 日本国特開２００７－１３１８７１号公報 日本国特開２００７－１０７０２０号公報 日本国特開２００６－２８５９８号公報 日本国特開２００７－１６２７１号公報
　従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える主な課題として機械構造用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するためＣ量が多い（通常、０．４質量％以上）ので、硬度が高く、被削性が悪いことがある。
　本発明は、上記実情に鑑み、鋼の成分組成を最適化して、上記課題を解決し、被削性が優れた機械構造用鋼を提供することを目的とする。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．４０％～０．７５％未満、Ｓｉ：０．０１％～３．０％、Ｍｎ：０．１％～１．８％、Ｓ：０．００１％～０．１％、Ａｌ：０．１％超～１．０％、及び、Ｎ：０．００１％～０．０２％を含有し、Ｐ：０．０５％以下に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、
　Ｃ量：［Ｃ］、Ｓｉ量：［Ｓｉ］、Ｍｎ量：［Ｍｎ］、及び、Ａｌ量：［Ａｌ］が下記の式（１）、及び式（２）を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。
　　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（１）
　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＜１．５３９　・・・（２）
　（２）前記鋼が、さらに、下記の式（３）を満たすことを特徴とする前記（１）に記載の機械構造用鋼。
　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］≦１３　・・・（３）
　（３）前記鋼が、さらに、下記の式（４）を満たすことを特徴とする前記（１）に記載の機械構造用鋼。
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　・・・（４）
　（４）前記鋼が、さらに、下記の式（４）を満たすことを特徴とする前記（２）に記載の機械構造用鋼。
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　・・・（４）
　（５）前記鋼が、さらに、下記の式（５）を満たすことを特徴とする前記（１）から（４）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　　１．５＜［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］＜６．２４　・・・（５）
　（６）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％～０．０１５％を含有することを特徴とする前記（１）～（５）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　（７）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％～０．８％、Ｍｏ：０．００１％～１．０％、Ｎｉ：０．００１％～５．０％、及び、Ｃｕ：０．００１％～５．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（６）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　ここで、Ｃｒ：０．０１％～０．８％を含有する場合は、前記式（１）に代えて下記式（６）を、前記式（２）に代えて下記式（７）を、前記式（３）に代えて下記式（８）を、前記式（４）に代えて下記式（９）を、使用する。
　　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］＋２３．８×［Ｃｒ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（６）
　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＋１／９×［Ｃｒ］＜１．６２７　・・・（７）
　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］≦１３　・・・（８）
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］＜７４．３７　・・・（９）
　（８）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１％～０．０２％、Ｍｇ：０．０００１％～０．０２％、Ｚｒ：０．０００１％～０．０２％、及び、Ｒｅｍ：０．０００１％～０．０２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（７）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　（９）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％～０．５％、Ｎｂ：０．０００５％～０．５％、Ｗ：０．０００５％～０．５％、Ｖ：０．０００５％～０．５％、Ｔａ：０．０００１％～０．２％、及び、Ｈｆ：０．０００１％～０．２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（８）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　（１０）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００１％～０．０１５％、Ｓｎ：０．０００５％～２．０％、Ｚｎ：０．０００５％～０．５％、Ｔｅ：０．０００３％～０．２％、Ｓｅ：０．０００３％～０．２％、Ｂｉ：０．００１％～０．５％、及び、Ｐｂ：０．００１％～０．５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（９）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　（１１）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｌｉ：０．００００１％～０．００５％、Ｎａ：０．００００１％～０．００５％、Ｋ：０．００００１％～０．００５％、Ｂａ：０．００００１％～０．００５％、及び、Ｓｒ：０．００００１％～０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）～（１０）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
　本発明によれば、疲労強度の高い高強度歯車の製造に供し得る、被削性に優れた機械構造用鋼を提供することができる。
炭素当量Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］）、並びに、炭素当量Ｃｅｑ（＝［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＋１／９×［Ｃｒ］）と硬さ（Ｈｖ）の関係を示す図である。 鋼に含まれるＡｌ量と、その鋼の硬さ（Ｈｖ）及び被削性（３ｍ切削後のすくい面摩耗［μｍ］）との関係を示す図である。 フェライト領域が大きく、機械構造用鋼として、好ましくないミクロ組織を示す。 フェライト領域が小さく、機械構造用鋼として、好ましいミクロ組織を示す。 指標Ａ（＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］）、並びに、指標Ａ（＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］）と初析α分率（％）の関係を示す図である。 指標ＲＴ（３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］）、並びに、指標ＲＴ（３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］）と、３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）の関係を示す図である。 ３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）と１０７回疲労限（ＭＰａ）の関係を示す図である。
　以下、本発明を実施するための形態として、高強度の自動車用部品の製造に供し得る被削性に優れた機械構造用鋼について詳細に説明する。本発明にかかる機械構造用鋼は、高周波焼き入れ用鋼として好適に用いることができる。
　本発明の機械構造用鋼（以下「本発明鋼」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．４０％～０．７５％未満、Ｓｉ：０．０１％～３．０％、Ｍｎ：０．１％～１．８％、Ｓ：０．００１％～０．１％、Ａｌ：０．１％超～１．０％、Ｎ：０．００１％～０．０２％を含有し、Ｐ：０．０５％に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼である。
　　さらに、本発明鋼では、Ｃ量：［Ｃ］、Ｓｉ量：［Ｓｉ］、Ｍｎ量：［Ｍｎ］、及び、Ａｌ量：［Ａｌ］が下記の式（１）および（２）を満たす。
　　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（１）
　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＜１．５３９　　・・・（２）
　また、本発明鋼では、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、及び、［Ａｌ］が下記の式（３）、（４）、または、（５）の内、一またはそれ以上を満たすことが好ましい。
　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］≦１３　　・・・（３）
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　　・・・（４）
　　１．５＜［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］＜６．２４　・・・（５）
　各式の意義については後述する。
　まず、本発明鋼の成分組成を限定する理由について説明する。以下、％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．４０％～０．７５％未満
　Ｃは、鋼の強度と、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するために添加する元素である。Ｃの添加量が０．４０％未満であると、上記の効果が得られず、一方、０．７５％以上であると、鋼の靭性が劣化して、圧延材が置き割れすることがある。このため、Ｃ量は、０．４０％～０．７５％未満とする。添加効果を安定的に得るためには、Ｃ量は、０．４５％～０．７３％が好ましい。より好ましいＣ量は、０．４８％～０．７０％、さらに好ましくは０．５０％～０．６１％である。
　Ｓｉ：０．０１％～３．０％
　Ｓｉは、製鋼時の脱酸に寄与するとともに、鋼の強度向上に寄与する元素である。Ｓｉの添加量が０．０１％未満であると添加効果が得られず、一方、３．０％を超えると、鋼の靭性、延性が低下し、硬質介在物が生成して、被削性が低下する。このため、Ｓｉ量は、０．０１％～３．０％とする。好ましいＳｉ量は、０．０５％～２．５％、より好ましくは０．１％～１．５％である。
　Ｍｎ：０．１％～１．８％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に、鋼の強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．１％未満であると、添加効果が得られず、一方、１．８％を超えると、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して加工性が低下する。このため、Ｍｎ量は、０．１％～１．８％とする。好ましいＭｎ量は、０．２％～１．０％、より好ましくは０．４％～０．８％である。
　Ｓ：０．００１％～０．１％
　Ｓは、被削性の向上に寄与する元素である。Ｓ量が０．００１％未満であると、鋼の最低限の被削性を確保できず、一方、Ｓ量が０．１％を超えると、鋼の靭性や疲労強度が劣化する。このため、Ｓ量は、０．００１％～０．１％とする。好ましいＳ量は０．００５％～０．０７％、より好ましくは０．０１％～０．０５％である。
　Ａｌ：０．１％超～１．０％
　Ａｌは被削性を向上させる元素である。固溶Ａｌが、切削中に酸素と反応して工具表面にＡｌ２Ｏ３の被膜を生成し、この被膜が、工具の摩耗を抑制する。この被膜は、鋼中の固溶Ａｌが大気中の酸素、切削油中の酸素、又は、工具表面に付けられたＦｅ３Ｏ４やＮｉＯ被膜中の酸素と反応して形成されるものである。
　Ａｌ量が０．１％以下では、Ａｌ２Ｏ３の生成量が少なく、工具表面にＡｌ２Ｏ３膜が形成されない。一方、Ａｌ量が１．０％を超えると、鋼のＡ３点（フェライト相からオーステナイト相へ変態する変態点）が高くなり、高周波焼入れでは相変態が生じなくなる。このため、Ａｌ量は、０．１％超～１．０％とする。好ましいＡｌ量は０．１２％～０．８％、より好ましくは０．１４％～０．４％である。
　Ｎ：０．００１％～０．０２％
　Ｎは、ＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化の抑制に寄与する元素である。Ｎ量が０．００１％未満であると、添加効果が得られず、一方、０．０２％を超えると、圧延時、熱間脆性が発現する。このため、Ｎ量は、０．００１％～０．０２％とする。好ましくは０．００２％～０．０１２％、より好ましくは０．００４％～０．００８％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐの添加量は０％または０％超でもよいが、適量のＰを添加した場合、鋼の被削性の向上に寄与する。Ｐ量が０．０５％を超えると、鋼の硬度が上昇しすぎて、加工性が低下するので、Ｐ量は、０．０５％以下とする。Ｐ量は、被削性の点から、０．００５％以上が好ましく、より好ましくは、０．００８％～０．０２％である。
　本発明鋼は、上記元素の他、不可避的不純物と鉄のみを含有してもよい。また、本発明鋼の特性を阻害しない範囲で、他の元素を、選択成分として本発明鋼に含有してもよい。なお、選択成分については後述する。
　本発明鋼では、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、及び、［Ａｌ］が、前記式（１）、（２）を満たす。
　まず、前記式（１）について説明する。
　高周波焼入れ用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するためＣ量が多い（通常、０．４質量％以上）ので、硬度が高く、被削性が悪い。本発明者らは、この課題を解決するため、高周波焼入れ用鋼の硬さについて、以下の２種類の相関関係を調査した。
（a1）硬さと、硬さに大きな影響を与える炭素当量との関係
（a2）硬さと、硬さの影響を受ける被削性との関係
　炭素当量Ｃｅｑは、硬さに影響するＣ、Ｓｉ、及び、Ｍｎに着目して、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］と定義した。選択元素としてＣｒを含む場合には、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＋１／９×［Ｃｒ］と定義した。
　硬さと炭素当量との関係は、次のように調査した。
　Ｃ：０．４５％～０．７５％未満、Ｓｉ：０．０５％～２．００％、Ｍｎ：０．２５％～１．８％、Ｓ：０．００５％～０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．００３０％～０．０１００％、Ａｌ：０．０３％超～１．０％、さらにはＣｒを含む場合はＣｒ：０．０１％～０．８％、０．６５≦Ｃｅｑ≦１．０２、の範囲の組成を持つ複数の直径６５ｍｍの熱間圧延棒鋼を用意した。これら鋼材を、熱間圧延後、９００℃で１時間保持し、その後空冷し、直径方向の断面で切断した。これらの試料を樹脂に埋め、研磨した後、直径の１／４部の位置で、ビッカース硬さを測定した。この測定結果を図１に示す。図１から、Ｃｅｑと硬さ（Ｈｖ）は、下記式（a1）の関係にあることが解る。
　　硬さ（Ｈｖ）＝２１４×Ｃｅｑ＋４９　・・・（a1）
　硬さと被削性の関係は、Ａｌ２Ｏ３を生成し、工具表面にＡｌ２Ｏ３膜を形成する作用をなすＡｌの量を０．０３％～１．０％の範囲で変えて、次のように調査した。
　上記棒鋼から切り出した４０×４０×２５０ｍｍの角型試験片に対し、歯車の歯切り加工（ホブ切り）を想定して、舞いツール（フライツール）で切削試験を行った。なお、製品製造時のホブ切り工程で用いられるカッターは、複数の切れ刃を持つ。これに対し、舞いツールはホブ切れ刃を１枚のみ有するカッターである。が、複数の切れ刃を持つカッターと舞いツールとの切削結果は良い対応関係にあることが確認されている。このため、舞いツールはホブ切りの代用テストに用いられる。舞いツール切削による試験方法は、例えば、「ＴＯＹＯＴＡ　Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ　Ｒｅｖｉｅｗ　Ｖｏｌ．５２　Ｎｏ．２　Ｄｅｃ．２００２　Ｐ７８」に詳しく記載されている。表１に、試験条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　試験片を３分間切削した後、工具の最大すくい面摩耗深さ（クレータ摩耗深さ）を、触診式粗さ計で測定した。結果を図２に示す。浸炭歯車に用いるＪＩＳ－ＳＣｒ４２０（Ａｌ：０．０３％）をこの条件で切削した場合の最小の摩耗量は約７５μｍである。従って、同条件で、試験サンプルの摩耗量が７５μｍ以下であれば、その被削性は良好と評価できる。
　図２に示すように、硬さと被削性の関係には折曲点があり、硬さがこの折曲点以上になると、被削性が急激に低下する。本発明者らは、この折曲点の存在に着目して調査した結果、Ａｌを０．１％超～１．０％含む鋼の場合、これら折曲点が、１４．７×［Ａｌ］＋２２６の数式で表示できることを見いだした。
　即ち、鋼の硬さ（Ｈｖ）と、Ａｌ含有量［Ａｌ］（質量％）とが、下記式（a2）の関係を満たせば、極めて優れた被削性を確保できることを、本発明者らは見いだした。この点が、本発明の基礎をなす知見である。
　　硬さ（Ｈｖ）≦１４．７×［Ａｌ］＋２２６　・・・（a2）
　上記式（a1）及び（a2）から、下式が得られる。
　　２１４×Ｃｅｑ＋４９≦１４．７×［Ａｌ］＋２２６　・・・（１’ ’）
　上の式に炭素当量式を代入して、下式が得られる。
　　２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（１’）
　上記式（１’）は、Ｃ量が多い（通常、０．４質量％以上）高周波焼入れ用鋼において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、及び、［Ａｌ］を関係付けることにより、所要の硬さと被削性を確保することを意味する式である。従って、本発明にかかる機械構造用鋼の組成は上記（１’）を満たすことによって、硬度が高く、被削性が悪いという課題を解決できる。
　鋼がＣｒを含む場合も、式（１’ ’）、式（１’）と同様にして、下記式を得ることができる。
　　２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］＋２３．８×［Ｃｒ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（６’）
　ただし、高強度機械部品用の機械構造用鋼の場合、硬さは２００Ｈｖ程度以上必要であるので、図１から、Ｃｅｑは、０．７２以上必要である。即ち、本発明鋼の成分組成は、下記（２）式、又は（７）式も満たす必要がある。
　即ち、鋼がＣｒを含有しない場合は、下記（２）式も満たす必要があり、
　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＜１．５３９　・・・（２）
　鋼がＣｒを含有する場合は、下記（７）式も満たす必要がある。
　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＋１／９×［Ｃｒ］＜１．６２７　・・・（７）
　（２）式、及び（７）式のＣｅｑの値は好ましくは０．７４以上、さらに好ましくは０．７６以上、さらに好ましくは０．７９以上、さらに好ましくは０．８２以上である。Ｃｅｑの上限はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒの上限により決まる。
　なお、上記（１’）式、及び（５’）式における下限は、（２）式、及び（２）式のＣｅｑの下限が０．７２であること、及び［Ａｌ］の上限が１．０％であることから、
　　２１４×０．７２－１４．７×１．０＝１３９．３８　・・・（１’ ’’）
　と決まる。すなわち、（１）式、及び（６）式は下記のようになる。
　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（１）
　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］＋２３．８×［Ｃｒ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（６）
　（１）式、及び（６）式における上限は、１６３以下であることが好ましく、１５５以下であることがさらに好ましい。
　本発明鋼では、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、及び、［Ａｌ］が、前記式（３）、式（４）又はその両方を満たすことが好ましい。
　以下に、前記式（３）について説明する。
　従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える課題として、歯車の高周波焼入れが、急速・短時間の加熱焼入れであるために、焼入れ後の硬さに、硬さむらや、硬さ不足が生じ易いという問題があった。この課題を解決するため、本発明者らは、組織に及ぼすＣとＭｎの影響を考慮する指標Ａと、焼入れ性に影響する初析α分率の関係を調査した。高周波加熱は短時間であるため、初析フェライト領域が大きいと、高周波加熱時にフェライトのすべての部分にＣ原子が拡散できない。その結果、硬さの低いマルテンサイト組織が生成して硬さむらや硬さ不足の原因となる。調査は次のように行った。
　前記棒鋼を９００℃×１時間保持後、空冷し、大径部２６φの試験片を切り出し、該試験片を直径方向の断面で切断し樹脂に埋め、表面を研磨した後、ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡でミクロ組織を観察した。観察結果の一例を図３Ａ、３Ｂに示す。
　図３Ａ及び３Ｂにおいて、白く見える領域がフェライトで、黒く見える領域がパーライトである。即ち、図３Ａに、フェライト領域が大きくて、機械構造用鋼として好ましくないミクロ組織を示し、図３Ｂに、フェライト領域が小さく、機械構造用鋼として好ましいミクロ組織を示す。
　ここで、図４に、指標Ａ（＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］）、並びに、指標Ａ（＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］）と初析α分率（％）の関係を示す。
　本発明者らは、組織に及ぼすＣとＭｎ、さらにはＣｒの影響を考慮する指標として指標Ａを次の式で定義した。
　Ｃｒを含有しない場合は、
　　指標Ａ＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］　・・・（３’）
　とし、Ｃｒを含有する場合は、
　　指標Ａ＝１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］　・・・（８’）
　とする。
　この式における各係数は以下のように求めた。まず、Ｃ：０．４０％～０．７５％未満、Ｍｎ：０．１％～１．８％、さらにはＣｒ：０．０１％～０．８％の種々の鋼材を用意し、後述の方法で組織観察を行って初析α分率を求めた。そして、鋼材のＣ及びＭｎ、さらにはＣｒの含有量が、この初析α分率に及ぼす影響を、重回帰分析により求め、上記指標Ａの係数を算出した。なお、初析α分率は、光学顕微鏡の×４００（約０．３２ｍｍ×０．２４ｍｍの視野）で２０視野撮影し、画像解析によりフェライト域の面積を測定し、全撮影面積に占めるフェライト域の面積の割合を算出することで求めた。
　図４から、初析α分率（％）は、指標Ａの増大とともに、直線的に増大することが解る。
　急速・短時間の高周波焼入れにおいて、良好な焼入れ性を確保するためには、初析α分率を１３％以下に抑制することが好ましい。このため、指標Ａも１３以下に抑制することが好ましい。このため、［Ｃ］と［Ｍｎ］を関係付ける下記式（３）を得ることができる。
　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］≦１３　・・・（３）
　即ち、高周波焼入れ用鋼の［Ｃ］と［Ｍｎ］を、上記式（３）を満たすように設定すれば、焼入れ後の硬さむらや、硬さ不足を抑制することができる。
　鋼がＣｒを含む場合、Ｃｒ：０．０１％～０．８％の鋼材に対し、前記と同様の初析α分率の測定を行い、下記式（７）を得ることができる。
　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］≦１３　・・・（８）
即ち、高周波焼入れ用鋼の［Ｃ］、［Ｍｎ］、及び、［Ｃｒ］を、上記式（８）を満たすように設定すれば、焼入れ後の硬さむらや、硬さ不足を抑制することができる。
　なお、式（３）及び式（８）の左辺は１１以下であることが好ましく、９以下であることがさらに好ましい。式（３）及び式（８）の左辺が３．７５以下の場合に初析フェライトは存在しなくなる。
　式（３）及び式（８）の左辺の下限値は特に定める必要がないが、各元素の成分範囲から算出される理論的な下限値は－５１．２５である。
　前記式（４）について説明する。従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える課題の一つとして、以下の問題があった。つまり、従来の高周波焼入れを施した部品は、多くの場合、表層Ｃ量が０．４％～０．６質量％であるので、表層Ｃ量が約０．８％となる浸炭部品と比べて疲労強度が低かった。そこで、本発明者らは、以下のように、この問題を解決する方法を検討した。
　高周波焼入れ用鋼の特性において、部品のピッチング疲労強度を向上させるため、焼入れ後の焼戻し硬さは重要である。本発明者らは、高周波焼入れ後の焼戻し硬さを、鋼の成分組成と関係つけて定量的に評価するため、下記指標ＲＴを導入した。
　Ｃｒを含有しない場合は、下記（４’）式でＲＴを定義する。
　　ＲＴ＝３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］　・・・（４’）
　Ｃｒを含有する場合は、下記（９’）式でＲＴを定義する。
　　ＲＴ＝３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］　・・・（９’）
　指標ＲＴは、［Ｃ］、［Ｓｉ］、及び、［Ｍｎ］、さらには［Ｃｒ］が、焼入れ後の焼戻し硬さに影響する程度を、各元素の影響度に重みを付けて相加的に評価する指標である。なお、Ｃ、Ｓｉ、及び、Ｍｎ、さらにはＣｒは、主要な硬度向上元素である。
　前記棒鋼を９００℃×１時間保持後、空冷し、大径部２６φの試験片を切り出し、大径部に、有効硬化層深さが１．５ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、引続き、３００℃×９０分、焼戻し処理を施した。その後、大径部を、直径方向断面で切断して樹脂に埋め込み、表層を研磨した後、表層から０．０５ｍｍの位置で、ビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した。結果を図５に示す。
　図５から、指標ＲＴと３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）は、極めてよい相関関係にあり、ＲＴ≧５５で、６１０Ｈｖ以上が得られていることが解る。
　３００℃焼戻し硬さ（Ｈｖ）が６１０Ｈｖ以上であれば、疲労強度に優れていることを、本発明者らは、ローラーピッチング試験で確認した。
　前記棒鋼から作製した大径部（試験部）２６φのローラーピッチング試験片に対して、大径部に、有効硬化層深さが１．５ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、続いて、１６０℃×９０分、焼戻し処理を施した。その後、試験精度を高めるために、つかみ部に仕上げ加工を施した。
　ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品でクラウニング１５０Ｒ、回転数：２０００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：－４０％、最大１０００万回の条件で行った。Ｓ－Ｎ線図を作成して疲労限（ＭＰａ、ローラーピッチング疲労強度）を求めた。試験結果を、図６に示す。
　比較のため、浸炭歯車に多く使用されるＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０7回疲労限も求め、図中に表示した。ＪＩＳ－ＳＣｒ４２０の１０７回疲労限は２６００ＭＰａである。本発明鋼の疲労限（ローラーピッチング疲労強度）の目標値は、これを、約２０％向上させた３２００ＭＰａ以上とした。
　図６から、疲労限３２００ＭＰａ以上を確保するためには、６１０Ｈｖ以上の３００℃焼戻し硬さを確保する必要があることが解り、図５から、６１０Ｈｖ以上の３００℃焼戻し硬さを確保するためには、指標ＲＴを５５以上に維持する必要があることが解る。即ち、指標ＲＴ≧５５とすることにより、好適な疲労強度を確保できる。
　なお、指標ＲＴの上限はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒの上限により決まる。即ち、式（４）及び式（９）は、下記のようになる。
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　・・・（４）
　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］＜７４．３７　・・・（９）
　さらに高強度を得るためにＲＴは５７以上が好ましく、５９以上がさらに好ましい。
　以上の通り、本発明鋼は、成分組成を前記式（１）、（２）、（３）、及び、（４）で規定して、各課題を解決しているので、高強度部品用の高周波焼入れ用鋼として優れた特性を有するものである。
　　１．５＜［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］＜６．２４　・・・（５）
　Ｓｉ及びＭｎはいずれもフェライト中に固溶し、フェライトを強化する元素である。高強度が求められる機械構造用鋼の場合、鋼中の軟質組織であるフェライトから鋼材が破壊するのを防ぐために、フェライトを強化することが好ましい。そのため、ＳｉとＭｎ合計では［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］＞１．５を満たすことが好ましい。［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］の上限は特に規定する必要は無いが、Ｓｉ及びＭｎの各元素の添加量の上限により６．２４以下となる。
　本発明鋼は、前述したように、優れた特性を損なわない範囲で、他の元素を、選択成分として含有することができる。選択成分の添加は本発明の課題を達成する上で、必須ではない。以下に、選択成分の添加と限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
　Ｂ：０．０００１％～０．０１５％
　Ｂは、鋼に焼入れ性を付与し、かつ、結晶粒界の強度を高める作用をなす元素である。Ｂの微量の添加でも、γ粒界に偏析し焼入れ性を高めるとともに、高周波焼入れ時の表層での結晶粒界の破壊を抑制する。この効果を得るために、Ｂを、０．０００１％以上添加してもよい。一方、０．０１５％を超えて添加すると、材質の脆化を招くので、Ｂは、０．０００１％～０．０１５％とする。好ましいＢの添加量は、０．０００５％～０．０１０％、より好ましくは０．００１％～０．００３％である。
　Ｃｒ：０．０１％～０．８％、Ｍｏ：０．００１％～１．０％、Ｎｉ：０．００１％～５．０％、及び、Ｃｕ：０．００１％～５．０％の１種又は２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕは、いずれも、強度向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｃｒは０．０１％以上、Ｍｏ、Ｎｉ、及び、Ｃｕは０．００１％以上添加してもよい。
　Ｃｒが０．８％を超えると、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は０．８％以下とし、好ましくは０．４％以下とする。Ｍｏが１．０％を超えると、Ｃｒと同様に、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．０％以下とし、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．０５％未満とする。
　ＮｉとＣｕが５．０％を超えると、やはり、Ｃｒ、Ｍｏと同様に、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも５．０％以下とする。
　Ｃａ：０．０００１％～０．０２％、Ｍｇ：０．０００１％～０．０２％、Ｚｒ：０．０００１％～０．０２％、及び、Ｒｅｍ：０．０００１％～０．０２％の１種又は２種以上
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲｅｍ（希土類元素）は、いずれも、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、Ｒｅｍを、いずれも、０．０００１％以上添加してもよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、Ｒｅｍが０．０２％を超えると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下するので、いずれも、０．０２％以下とする。なお、Ｒｅｍは希土類金属元素を示し、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕから選択される１種以上である。
　Ｔｉ：０．００５％～０．５％、Ｎｂ：０．０００５％～０．５％、Ｗ：０．０００５％～０．５％、Ｖ：０．０００５％～０．５％、Ｔａ：０．０００１％～０．２％、及び、Ｈｆ：０．０００１％～０．２％の１種又は２種以上
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、及び、Ｈｆは、結晶粒の異常成長を抑制して、組織の均質化に寄与する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｔｉは、０．００５％以上、Ｎｂは、０．０００５％以上、Ｔａ及びＨｆは、０．０００１％以上添加してもよい。
　一方、Ｔｉ及びＮｂが０．５％を超え、また、Ｔａ及びＨｆが０．２％を超えると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、Ｔｉ及びＮｂは、０．５％以下とし、Ｔａ及びＨｆは０．２％以下とする。
　ＷとＶは、Ｃ及び／又はＮと微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を防止して、組織の均質化に寄与する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、０．０００５％以上添加してもよい。一方、Ｗ及びＶが０．５％を超えると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、いずれも、０．５％以下とする。
　Ｓｂ：０．０００１％～０．０１５％、Ｓｎ：０．０００５％～２．０％、Ｚｎ：０．０００５％～０．５％、Ｔｅ：０．０００３％～０．２％、Ｓｅ：０．０００３％～０．２％、Ｂｉ：０．００１％～０．５％、及び、Ｐｂ：０．００１％～０．５％の１種又は２種以上
　Ｓｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂは、被削性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、Ｓｂは、０．０００１％以上、Ｔｅ及びＳｅは、０．０００３％以上、Ｂｉ及びＰｂは、０．００１％以上添加してもよい。
　一方、Ｓｂが０．０１５％を超え、ＴｅとＳｅが０．２％を超え、又は、ＢｉとＰｂが０．５％を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、圧延が困難になったりするので、Ｓｂは０．０１５％以下、ＴｅとＳｅは０．２％以下、ＢｉとＰｂは０．５％以下とする。
　ＳｎとＺｎは、フェライトを脆化し、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる効果を奏する元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、０．０００５％以上添加してもよい。一方、Ｓｎが２．０％を超え、また、Ｚｎが０．５％を超えると、鋼の製造が困難となるので、Ｓｎは２．０％以下、Ｚｎは０．５％以下とする。
　Ｌｉ：０．００００１％～０．００５％、Ｎａ：０．００００１％～０．００５％、Ｋ：０．００００１％～０．００５％、Ｂａ：０．００００１％～０．００５％、及び、Ｓｒ：０．００００１％～０．００５％の１種又は２種以上
　Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｂａ、及び／又は、Ｓｒは、その酸化物が、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２系酸化物に取り込まれて低融点酸化物を形成し、切削時の工具表面にベラーグとして付着して、被削性を改善する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、０．００００１％以上添加してもよい。
　一方、０．００５％を超えると、溶鋼を保持する耐火物が溶損する場合もあるので、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｂａ、及び、Ｓｒは、いずれも、０．００５％以下とする。
　本発明鋼の成分組成は以上の通りであり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不可避的不純物（例えば、Ａｓ、Ｃｏ等）が鋼中に混入するが、本発明鋼の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例）
　表２及び３に示す成分組成の鋼を溶製し、６５φの棒鋼に圧延した。表４～６に、番号１～１０５の鋼について、式（１）の値、式（２）の値、式（３）の値、式（４）の値、及び、式（５）の値を示す。鋼がＣｒを含有する場合は、式（６）の値、式（７）の値、式（８）の値、及び、式（９）の値を示す。番号１～９４の鋼が発明例であり、番号９５～１０５の鋼が比較例である。
　上記棒鋼を９００℃×１時間保持後、空冷の処理をし、試験片を切り出し、焼入れ前に、硬さ（Ｈｖ）、工具摩耗量（μm）、及び、初析フェライト分率（％）を測定した。結果を表４～６に示す。また、焼入れ後、硬化層の３００℃焼戻し硬さＨｖ、及び、ローラーピッチング疲労強度（疲労限、ＭＰａ）を測定した。結果を表４～６に示す。なお、工具摩耗量（μｍ）は、試験片を３ｍ分切削した後、工具の最大すくい面摩深さ（クレータ摩耗深さ）を、触診式粗さ計で測定した。表２～６中で、成分組成または数式が本発明の条件満たさないものについては、下線を引いて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　番号９５及び９６の鋼は、式（１）又は式（６）を満たしていないので、工具摩耗量が大きい。
　番号９７の鋼は、式（２）を満たしていないので、硬さが低く、高強度機械部品用の機械構造用鋼としては使用できない。
　番号９８及び９９の鋼は、Ａｌ添加量が不足しているため、工具表面にＡｌ２Ｏ３膜が形成されず工具摩耗量が大きい。
　番号１００の鋼は、Ａｌ添加量が過剰であるため、Ａ３点が高くなり、高周波焼入れが不可能であった。　
　番号１０１の鋼は、Ｍｎ添加量が過剰であるため、加工性が低下して工具摩耗量が大きい。
　番号１０２の鋼は、Ｃｒ添加量が過剰であるため、加工性が低下して工具摩耗量が大きい。
　番号１０３の鋼は、Ｎ添加量が過剰であるため、棒鋼圧延時に熱間脆性が発現して製造不可であった。
　番号１０４の鋼は、Ｃ添加量が不足しているため、高周波焼入れ後の表面硬さが不足した。
　番号１０５の鋼は、Ｃ添加量が過剰であるため、置き割れが発生した。
　番号１～９４の鋼は、成分組成、及び、式（１）、式（２）、式（６）、及び、式（７）を満たしているので、その特性が所望の水準に達している。
　前述したように、本発明によれば、疲労特性に優れた高強度部品の製造に供し得る、被削性に優れた機械構造用鋼を提供することができる。よって、本発明は、機械製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ：０．４０％～０．７５％未満、　　
    　　Ｓｉ：０．０１％～３．０％、
    　　Ｍｎ：０．１％～１．８％、
    　　Ｓ：０．００１％～０．１％、
    　　Ａｌ：０．１％超～１．０％、及び、
    　　Ｎ：０．００１％～０．０２％を含有し、
    　　Ｐ：０．０５％以下に制限し、
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、
    　Ｃ量：［Ｃ］、Ｓｉ量：［Ｓｉ］、Ｍｎ量：［Ｍｎ］、及び、Ａｌ量：［Ａｌ］が下記の式（１）、及び式（２）を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。
    　　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（１）
    　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＜１．５３９　・・・（２）
  2. 　前記鋼が、さらに、下記の式（３）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
    　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］≦１３　・・・（３）
  3. 　前記鋼が、さらに、下記の式（４）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
    　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　・・・（４）
  4. 　前記鋼が、さらに、下記の式（４）を満たすことを特徴とする請求項２に記載の機械構造用鋼。
    　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＜７２．４５　・・・（４）
  5. 　前記鋼が、さらに、下記の式（５）を満たすことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
    　　１．５＜［Ｓｉ］＋１．８×［Ｍｎ］＜６．２４　・・・（５）
  6. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％～０．０１５％を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  7. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％～０．８％、Ｍｏ：０．００１％～１．０％、Ｎｉ：０．００１％～５．０％、及び、Ｃｕ：０．００１％～５．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
    　ここで、Ｃｒ：０．０１％～０．８％を含有する場合は、前記式（１）に代えて下記式（６）を、前記式（２）に代えて下記式（７）を、前記式（３）に代えて下記式（８）を、前記式（４）に代えて下記式（９）を使用する。
    　　１３９．３８≦２１４×［Ｃ］＋３０．６×［Ｓｉ］＋４２．８×［Ｍｎ］＋２３．８×［Ｃｒ］－１４．７×［Ａｌ］≦１７７　・・・（６）
    　　０．７２≦［Ｃ］＋１／７×［Ｓｉ］＋１／５×［Ｍｎ］＋１／９×［Ｃｒ］＜１．６２７　　・・・（７）
    　　１１３－１３５×［Ｃ］－２７×［Ｍｎ］－１８×［Ｃｒ］≦１３　・・・（８）
    　　５５≦３３＋３１×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］＋１．５×［Ｍｎ］＋２．４×［Ｃｒ］＜７４．３７　　・・・（９）
  8. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１％～０．０２％、Ｍｇ：０．０００１％～０．０２％、Ｚｒ：０．０００１％～０．０２％、及び、Ｒｅｍ：０．０００１％～０．０２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  9. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％～０．５％、Ｎｂ：０．０００５％～０．５％、Ｗ：０．０００５％～０．５％、Ｖ：０．０００５％～０．５％、Ｔａ：０．０００１％～０．２％、及び、Ｈｆ：０．０００１％～０．２％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  10. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００１％～０．０１５％、Ｓｎ：０．０００５％～２．０％、Ｚｎ：０．０００５％～０．５％、Ｔｅ：０．０００３％～０．２％、Ｓｅ：０．０００３％～０．２％、Ｂｉ：０．００１％～０．５％、及び、Ｐｂ：０．００１％～０．５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  11. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｌｉ：０．００００１％～０．００５％、Ｎａ：０．００００１％～０．００５％、Ｋ：０．００００１％～０．００５％、Ｂａ：０．００００１％～０．００５％、及び、Ｓｒ：０．００００１％～０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
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